JPS601929B2 - 強靭鋼の製造法 - Google Patents
強靭鋼の製造法Info
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- JPS601929B2 JPS601929B2 JP55151417A JP15141780A JPS601929B2 JP S601929 B2 JPS601929 B2 JP S601929B2 JP 55151417 A JP55151417 A JP 55151417A JP 15141780 A JP15141780 A JP 15141780A JP S601929 B2 JPS601929 B2 JP S601929B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は鋼の成分に特別な条件を設けるとともに加熱圧
延条件及び圧延直後の冷却条件を制御するこにより、強
度・靭性及び溶接・性の優れた鋼を製造する方法に関す
るものである。 近年経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、圧力
容器、造船、ラインパイプなど）における高張力鋼の使
用は一般化し、溶接性高張力鋼の需要は着実な増加を示
している。 溶接構造部に使用される高張力鋼は安全性・作業性の面
から高靭性と優れた溶接性及び溶接部特性を持つことが
要求されるが、近年要求特性はますます厳しくなる傾向
にある。これらの特性を満足する鋼の製造法としては、
ラインパイプ材や低温用鋼材等の製造に広く使用されて
いる制御圧延法（ＣＲ法）と、圧延後焼入暁房処理を行
なう方法（ＱＴ法）が良く知られているが、前者は強度
向上に限界があり、高合金化すると溶接性が劣化しコス
ト高になるという欠点を持ち、後者は再加熱処理を必要
とするためコスト高になるという欠点を持つ。 このため現在では省エネルギー、省資源（合金元素の削
減）化を徹底した制御冷却法の開発が活発に進められて
いる。 この方法で製造した鋼はＣＲ法とＱＴ法の長所を併せ持
ち、低合金ないし特別な合金添加無しで優れた材質が得
られるという特徴を持つ。 しかし従来の制御冷却法で製造した鋼は次のような欠点
を有していたため、ラインパイプ材や低温用鋼材などの
ように母材及び溶接部の要求鰯性が非常に厳しい場合に
は満足することができず、使用範囲が限られていた。■
加熱温度が高いためオーステナィト粒が粗大化し、冷
却変態後の組織も粗大となり低温靭・性が劣る。 ■ 再結晶及び末再結晶城の圧下率が小さいため冷却変
態後の組織も粗大となり、低温轍性が劣る。 ■ 脆性破壊停止及び溶接による軟化防止対策として２
相域圧延を強化するため、衝撃試験の吸収エネルギーが
極端に低くなり、脆性破壊発生及び耐不安定破壊停止特
性が劣る。 ■ 冷却速度が遠すぎるとマルテンサィトが発生し、衝
撃吸収エネルギーが低くなり回復のため嘘戻処理が必要
となる。 又暁房を省略する技術としてオートテンパ一があるが技
術的に困難である。 ■ 板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大きい。 ■ 圧延直後水冷するため水性の欠陥（割れ）が発生し
やすい。 ■ 成分設計がＨＡ２轍性について十分考慮されていな
いため、母村靭性に較べて非常に劣る。 これらの欠点のため制御冷却法で製造した鋼は用途が著
きく限られると共に、大量生産が非常に困難であり広く
使用されるに至っていない。本発明者らは上記の欠点を
解決すべく制御冷却法に通した成分系、加熱・圧延・冷
却プロセスについて鋭意研究の結果、鋼板の強度靭性は
勿論であるが、鋼の内質及び溶接性、ＨＡＺ靭性が優れ
た全く新しい強籾鋼の製造法を発明するに至った。以下
この点について詳しく説明する。 本発明の特徴は、Ｓ含有量を極端に下げるとともにＣａ
添加によりＭｎＳの形態制御処理を実施し、Ｔｉと徴量
Ｎｂを添加した低Ｃ−高Ｍｎの鋼片を低温加熱（９００
〜１０００００）し、オーステナィト粒の再結晶城の圧
延に加えて、６００ｑｏ以下の未再結晶城で十分な圧下
（６０％以上）を加え、Ａｒ３変態点＋２０〜Ａｒ３変
態点一１０ｑｏで圧延を終了した後、直ちに比較的速い
冷却速度（１５〜６０ｑｏ／ｓｅｃ）で冷却するところ
にある。 この方法に従えば冷却後の組織は微細な上部ベイナイト
あるいは微細な上部ベイナイトとフェライトの混合組織
となるため強度・鞠性に優れている。 この組織の微細化は ■ 低温加熱（９００〜１０００ｑｏ）、および微細ｎ
ｉＮのオーステナィト粒成長抑制による加熱オーステナ
ィト粒の細粒化、■ ＴＩＮ，Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）による圧
延中に再結晶したオーステナイト粒の成長抑制■ 圧延
中に析出した微細なＮｂ（Ｃ，Ｎ）がオーステナィトの
再結晶を抑制し、十分な低温累積圧下（９００ｑｏ以下
で圧下量が６０％以上）を加えるため、オーステナィト
粒が十分延伸化することによるフェライト変態核の増大
といった細粒化プロセスの総合効果として得られる。 本発明に従えば、上記の組織微細化と極低Ｓ化及びＣａ
添加によるＭｎＳの形態制御により、破面遷移温度と衝
撃吸収エネルギーが両者共非常に優れた高張力鋼板の製
造が可能である。 また９００ｑｏ以下の末再結晶城で圧下量６０％以上で
圧延するため、板表面程細粒となり焼きが入りにくくな
るため、板厚方向の組織は均一となり、板厚方向硬さむ
らはほとんど無い。 このため、本発明では上記条件を満足するように加熱圧
延を行ない、冷却開始及び停止温度さえ制御すれば、板
表面程細粒で焼きが入りにくく冷却速度の変動に対して
安定であるため、板厚方向の組織は均一であり、又板厚
方向の硬さむらもほとんどなく、材質は安定している。 以上の如く本発明は強籾鋼の低コスト製造法を提供する
ものである。本発明法で製造した鋼は従釆の鋼材に比べ
低炭素当量であるたへ溶接割れ感受性が低く、低Ｃの成
分にＮと当量のＴｉを添加し、微細なＴＩＮが適当量析
出することにより溶嬢部のＨＡＺ轍性が飛躍的に改善さ
れる。 このため本発明鋼はあらゆる用途（建築、圧力容器、造
船、ラインパイプ等）に適用可能である。 以下本発明における加熱圧延冷却条件の限定理由につい
て詳細に説明する。 加熱温度を９００〜１０００ｑｏに限定した理由は、加
熱時のオーステナィト粒を小さく保ち圧延組織の紐粒化
をはかるためである。 １０００午０は加熱時のオーステナィト粒が粗大化しな
い上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとオース
テナィト粒が粗大化し、冷却後の上部ベイナイト組織も
粗大化するため鋼の轍性が劣化する。 一方加熱温度が余りに低すぎると、添加合金が十分に溶
体化されず、鋼の内質が劣化すると共に、圧延終段の温
度が下がり過ぎるため、制御冷却による十分な材質向上
効果が期待できない。 このため下限を９００００とする必要がある。本発明で
は低温加熱を前提としているため、９００℃以下での圧
下量を６０％以上と規定しても待ち時間がほとんど無く
、生産性が非常に高い。しかしながら、加熱温度を上記
のように低く制限しても圧延条件が不適当であると、よ
い材質を得ることができないため、９００℃以下の禾再
結晶温度城での圧下量が６０％以上必要である。これは
低温加熱に禾再結晶温度城での十分な圧延を加えること
によってオーステナイト粒の細粒化・延伸化を徹底し、
冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するめである。
このように細粒オーステナィトを十分延伸化することに
より、圧延冷却後生成する上部ベイナイト組織を十分紬
粒化するようにしないと、轍性が大中に劣化する。 次に圧延後の冷却であるが、これは良好な強度、鞠性を
得るために板厚方向に均一な上部ベイナイト組織が得ら
れるように行なわなければならない。 冷却開始温度は、均一で微細な上部ベイナイト組織を得
るためにＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋２０００が望ま
しいが、一部Ａｒ３変態点〜Ａら変態点〜一１ぴ０にな
り、ミクロ組織が上部ベイナイトとフェライト（２０％
以下）を含む混合組織となっても強度の低下はほとんど
無く、微細な組織であるため靭性の劣化も全く無い。こ
の上部ベイナイト組織の紬粒化と低Ｃ、極低Ｓ化及びＭ
ｎＳの形態制御により、暁房処理類しでも、延轍性は極
めて良好である。 冷却は、圧延終了直後から３００℃以下まで１５〜６０
℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で実施する必要がある。 この理由はｌ５ｑｏ／ｓｅｃ未満では上部ベイナイト組
織が生成いこくく、６０℃／ｓｅｃ超では多量のマルテ
ンサイトを発生させ強靭性を劣化させるからである。又
３００℃まで冷却する理由は、冷却条件を単純化するこ
とにより、生産性と作業性を向上させるためと鋼材の材
質を安定化させるためである。しかし、厚物（例えば板
厚４仇舷超）については脱水素などの目的で再加熱する
場合が生じるが、６００℃以上では強度の劣下を招き好
ましくない。 但し約５５ぴ０以下の温度に再加熱することは本発明鋼
の特徴を失うものではない。以下成分範囲の限定理由に
ついて説明する。 上記持徴を持つ本発明鋼中第１発明の鋼の成分範囲はＣ
Ｏ．００５〜０．０８％、Ｓｉｏ．６％以下、Ｍｎｌ．
４〜２．４、Ｎｂｏ．０１〜０．０３％、Ｔｉｏ．００
５〜０．０２５％、ＡＩＯ．００５〜０．０８％、Ｃａ
ｏ．０００５〜０．００５％を含有させ、更に００．０
０５％以下、ＮＯ．００５％以下、一０．００２％Ｎ−
鼓刈。。２％，・．５＞〔Ｑ〕塙雀≦。 〕｝〉０．４の条件を満足させたものである。Ｃの下限
０．００５％は母村及び溶接部の強度確保及びＮｂ，Ｖ
の析出効果を十分に発揮させるための最小量である。 しかしＣ含有量が多過ぎると、制御冷却した場合島状マ
ルテンサィトが生成し、延瓢性に悪影響を及ぼすばかり
か、内質溶酸性及びＨＡ磁囚性も劣化させるため、上限
を０．０８％とした。Ｓｉは脱酸上鋼に必然的に含まれ
る元素であるが、Ｓｉもまた溶接性及びＨＡＧ部鞠性を
劣化させるため上限を０．６％とした（鋼の脱酸はＡＩ
だけでも可能であり好ましくは０．２％以下が望ましい
）。 Ｍｎは本発明鋼において低温加熱圧延−制御袷 ′却に
よる材質向上効果を高め、強度、鞠性を同時′に向上せ
しめる極めて重要な元素である。Ｍｎが１．４％未満で
は低Ｃであるため強度が確保できず、靭性改善効果も少
ないため下限を１．４％とした。しかしＭｎが多過ぎて
焼入性が増加するとマルテンサィトが多量に生成し易く
なり、母材及びＨＡＺの鋤性を劣化させるため、その上
限を２．４％とした。Ｎｂは加熱によって固溶し、圧延
中に炭窒化物として析出し、オーステナィト粒の成長を
抑制し紬粒化させるが、このためには０．０１％のＮｂ
があれば十分である。 Ｎｂの析出硬化はＮｂの添加量と共に増大し鋼の強度を
高めるが、Ｎｂの添加量が０．０３％以上になると硬化
性が大となり、溶接性及びＨＡＺ軸性が大中に劣化する
。本発明ではＮｂは組織の紬粒化による高鋤性化を主目
的として添加し、強度の向上は主に制御冷却による組織
変化により達成することとして、Ｎｂの添加量を少なく
抑え、溶後性及びＨＡＺ靭性の改善に重点を置いた。 このためＮｂは下限を０．０１％、上限を０．０３％と
した。母材鞠性及び生産性の向上を目的として採用した
低温加熱（９００〜１０００００）においても、Ｃ及び
固綾Ｎを低く抑えているため適当量のＮｂが固落し、オ
ーステナィトの末再結晶化及び紬粒化効果が十分生かさ
れる。 Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔｉｏ．００５〜０．０２
５％）では微細なＴＩＮを形成し、圧延組織及びＨＡＺ
の紬粒化、つまり鞠性向上に効果的である。この場合Ｎ
とＴｊは化学量論的に当量近傍が望ましく・−ｏ‐ｏｏ
２％ミＮ−藷ミｏ‐ｏｏ２％力ミ良好であり、このＮ−
財と肌ｚシャノレピ−衝撃試験の結果を第１図に示す。 第１図はＣＯ．０１〜０．０８％、板厚１３〜３仇肋の
試料にず鷲流。 ２柳靴船働く ＨＡＺ部に高炭素島状マルテンサィトが発生しやすく他
日Ａ側轍職域イヒし、又、Ｎ−昇が−０．００２％以下
では粗大なＴＩＮが形成されやすいため、ＴＩＮの細粒
効果が極端に減少し、母材及びＨＡＺの靭性を極端に劣
化させる。 このためＮ−昇の下限を−ｏ．ｏｏ２％・上限ｏ‐ｏｏ
２％と比。ＡＩは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含
有される元素であるが、山０．００５％禾満では脱駿が
不十分となり、母材敵性が劣化するため下限を０．００
５％とした。一方山が０．０８％を超えると鋼の清浄度
及びＨＡ礎囚性が劣化するため上限を０．０８％にした
。不純物であるＳを０．００３％以下に限定し、更にＣ
ａとの関係が１．５２〔Ｃａ〕｛１−１２４
延条件及び圧延直後の冷却条件を制御するこにより、強
度・靭性及び溶接・性の優れた鋼を製造する方法に関す
るものである。 近年経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、圧力
容器、造船、ラインパイプなど）における高張力鋼の使
用は一般化し、溶接性高張力鋼の需要は着実な増加を示
している。 溶接構造部に使用される高張力鋼は安全性・作業性の面
から高靭性と優れた溶接性及び溶接部特性を持つことが
要求されるが、近年要求特性はますます厳しくなる傾向
にある。これらの特性を満足する鋼の製造法としては、
ラインパイプ材や低温用鋼材等の製造に広く使用されて
いる制御圧延法（ＣＲ法）と、圧延後焼入暁房処理を行
なう方法（ＱＴ法）が良く知られているが、前者は強度
向上に限界があり、高合金化すると溶接性が劣化しコス
ト高になるという欠点を持ち、後者は再加熱処理を必要
とするためコスト高になるという欠点を持つ。 このため現在では省エネルギー、省資源（合金元素の削
減）化を徹底した制御冷却法の開発が活発に進められて
いる。 この方法で製造した鋼はＣＲ法とＱＴ法の長所を併せ持
ち、低合金ないし特別な合金添加無しで優れた材質が得
られるという特徴を持つ。 しかし従来の制御冷却法で製造した鋼は次のような欠点
を有していたため、ラインパイプ材や低温用鋼材などの
ように母材及び溶接部の要求鰯性が非常に厳しい場合に
は満足することができず、使用範囲が限られていた。■
加熱温度が高いためオーステナィト粒が粗大化し、冷
却変態後の組織も粗大となり低温靭・性が劣る。 ■ 再結晶及び末再結晶城の圧下率が小さいため冷却変
態後の組織も粗大となり、低温轍性が劣る。 ■ 脆性破壊停止及び溶接による軟化防止対策として２
相域圧延を強化するため、衝撃試験の吸収エネルギーが
極端に低くなり、脆性破壊発生及び耐不安定破壊停止特
性が劣る。 ■ 冷却速度が遠すぎるとマルテンサィトが発生し、衝
撃吸収エネルギーが低くなり回復のため嘘戻処理が必要
となる。 又暁房を省略する技術としてオートテンパ一があるが技
術的に困難である。 ■ 板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大きい。 ■ 圧延直後水冷するため水性の欠陥（割れ）が発生し
やすい。 ■ 成分設計がＨＡ２轍性について十分考慮されていな
いため、母村靭性に較べて非常に劣る。 これらの欠点のため制御冷却法で製造した鋼は用途が著
きく限られると共に、大量生産が非常に困難であり広く
使用されるに至っていない。本発明者らは上記の欠点を
解決すべく制御冷却法に通した成分系、加熱・圧延・冷
却プロセスについて鋭意研究の結果、鋼板の強度靭性は
勿論であるが、鋼の内質及び溶接性、ＨＡＺ靭性が優れ
た全く新しい強籾鋼の製造法を発明するに至った。以下
この点について詳しく説明する。 本発明の特徴は、Ｓ含有量を極端に下げるとともにＣａ
添加によりＭｎＳの形態制御処理を実施し、Ｔｉと徴量
Ｎｂを添加した低Ｃ−高Ｍｎの鋼片を低温加熱（９００
〜１０００００）し、オーステナィト粒の再結晶城の圧
延に加えて、６００ｑｏ以下の未再結晶城で十分な圧下
（６０％以上）を加え、Ａｒ３変態点＋２０〜Ａｒ３変
態点一１０ｑｏで圧延を終了した後、直ちに比較的速い
冷却速度（１５〜６０ｑｏ／ｓｅｃ）で冷却するところ
にある。 この方法に従えば冷却後の組織は微細な上部ベイナイト
あるいは微細な上部ベイナイトとフェライトの混合組織
となるため強度・鞠性に優れている。 この組織の微細化は ■ 低温加熱（９００〜１０００ｑｏ）、および微細ｎ
ｉＮのオーステナィト粒成長抑制による加熱オーステナ
ィト粒の細粒化、■ ＴＩＮ，Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）による圧
延中に再結晶したオーステナイト粒の成長抑制■ 圧延
中に析出した微細なＮｂ（Ｃ，Ｎ）がオーステナィトの
再結晶を抑制し、十分な低温累積圧下（９００ｑｏ以下
で圧下量が６０％以上）を加えるため、オーステナィト
粒が十分延伸化することによるフェライト変態核の増大
といった細粒化プロセスの総合効果として得られる。 本発明に従えば、上記の組織微細化と極低Ｓ化及びＣａ
添加によるＭｎＳの形態制御により、破面遷移温度と衝
撃吸収エネルギーが両者共非常に優れた高張力鋼板の製
造が可能である。 また９００ｑｏ以下の末再結晶城で圧下量６０％以上で
圧延するため、板表面程細粒となり焼きが入りにくくな
るため、板厚方向の組織は均一となり、板厚方向硬さむ
らはほとんど無い。 このため、本発明では上記条件を満足するように加熱圧
延を行ない、冷却開始及び停止温度さえ制御すれば、板
表面程細粒で焼きが入りにくく冷却速度の変動に対して
安定であるため、板厚方向の組織は均一であり、又板厚
方向の硬さむらもほとんどなく、材質は安定している。 以上の如く本発明は強籾鋼の低コスト製造法を提供する
ものである。本発明法で製造した鋼は従釆の鋼材に比べ
低炭素当量であるたへ溶接割れ感受性が低く、低Ｃの成
分にＮと当量のＴｉを添加し、微細なＴＩＮが適当量析
出することにより溶嬢部のＨＡＺ轍性が飛躍的に改善さ
れる。 このため本発明鋼はあらゆる用途（建築、圧力容器、造
船、ラインパイプ等）に適用可能である。 以下本発明における加熱圧延冷却条件の限定理由につい
て詳細に説明する。 加熱温度を９００〜１０００ｑｏに限定した理由は、加
熱時のオーステナィト粒を小さく保ち圧延組織の紐粒化
をはかるためである。 １０００午０は加熱時のオーステナィト粒が粗大化しな
い上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとオース
テナィト粒が粗大化し、冷却後の上部ベイナイト組織も
粗大化するため鋼の轍性が劣化する。 一方加熱温度が余りに低すぎると、添加合金が十分に溶
体化されず、鋼の内質が劣化すると共に、圧延終段の温
度が下がり過ぎるため、制御冷却による十分な材質向上
効果が期待できない。 このため下限を９００００とする必要がある。本発明で
は低温加熱を前提としているため、９００℃以下での圧
下量を６０％以上と規定しても待ち時間がほとんど無く
、生産性が非常に高い。しかしながら、加熱温度を上記
のように低く制限しても圧延条件が不適当であると、よ
い材質を得ることができないため、９００℃以下の禾再
結晶温度城での圧下量が６０％以上必要である。これは
低温加熱に禾再結晶温度城での十分な圧延を加えること
によってオーステナイト粒の細粒化・延伸化を徹底し、
冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するめである。
このように細粒オーステナィトを十分延伸化することに
より、圧延冷却後生成する上部ベイナイト組織を十分紬
粒化するようにしないと、轍性が大中に劣化する。 次に圧延後の冷却であるが、これは良好な強度、鞠性を
得るために板厚方向に均一な上部ベイナイト組織が得ら
れるように行なわなければならない。 冷却開始温度は、均一で微細な上部ベイナイト組織を得
るためにＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋２０００が望ま
しいが、一部Ａｒ３変態点〜Ａら変態点〜一１ぴ０にな
り、ミクロ組織が上部ベイナイトとフェライト（２０％
以下）を含む混合組織となっても強度の低下はほとんど
無く、微細な組織であるため靭性の劣化も全く無い。こ
の上部ベイナイト組織の紬粒化と低Ｃ、極低Ｓ化及びＭ
ｎＳの形態制御により、暁房処理類しでも、延轍性は極
めて良好である。 冷却は、圧延終了直後から３００℃以下まで１５〜６０
℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で実施する必要がある。 この理由はｌ５ｑｏ／ｓｅｃ未満では上部ベイナイト組
織が生成いこくく、６０℃／ｓｅｃ超では多量のマルテ
ンサイトを発生させ強靭性を劣化させるからである。又
３００℃まで冷却する理由は、冷却条件を単純化するこ
とにより、生産性と作業性を向上させるためと鋼材の材
質を安定化させるためである。しかし、厚物（例えば板
厚４仇舷超）については脱水素などの目的で再加熱する
場合が生じるが、６００℃以上では強度の劣下を招き好
ましくない。 但し約５５ぴ０以下の温度に再加熱することは本発明鋼
の特徴を失うものではない。以下成分範囲の限定理由に
ついて説明する。 上記持徴を持つ本発明鋼中第１発明の鋼の成分範囲はＣ
Ｏ．００５〜０．０８％、Ｓｉｏ．６％以下、Ｍｎｌ．
４〜２．４、Ｎｂｏ．０１〜０．０３％、Ｔｉｏ．００
５〜０．０２５％、ＡＩＯ．００５〜０．０８％、Ｃａ
ｏ．０００５〜０．００５％を含有させ、更に００．０
０５％以下、ＮＯ．００５％以下、一０．００２％Ｎ−
鼓刈。。２％，・．５＞〔Ｑ〕塙雀≦。 〕｝〉０．４の条件を満足させたものである。Ｃの下限
０．００５％は母村及び溶接部の強度確保及びＮｂ，Ｖ
の析出効果を十分に発揮させるための最小量である。 しかしＣ含有量が多過ぎると、制御冷却した場合島状マ
ルテンサィトが生成し、延瓢性に悪影響を及ぼすばかり
か、内質溶酸性及びＨＡ磁囚性も劣化させるため、上限
を０．０８％とした。Ｓｉは脱酸上鋼に必然的に含まれ
る元素であるが、Ｓｉもまた溶接性及びＨＡＧ部鞠性を
劣化させるため上限を０．６％とした（鋼の脱酸はＡＩ
だけでも可能であり好ましくは０．２％以下が望ましい
）。 Ｍｎは本発明鋼において低温加熱圧延−制御袷 ′却に
よる材質向上効果を高め、強度、鞠性を同時′に向上せ
しめる極めて重要な元素である。Ｍｎが１．４％未満で
は低Ｃであるため強度が確保できず、靭性改善効果も少
ないため下限を１．４％とした。しかしＭｎが多過ぎて
焼入性が増加するとマルテンサィトが多量に生成し易く
なり、母材及びＨＡＺの鋤性を劣化させるため、その上
限を２．４％とした。Ｎｂは加熱によって固溶し、圧延
中に炭窒化物として析出し、オーステナィト粒の成長を
抑制し紬粒化させるが、このためには０．０１％のＮｂ
があれば十分である。 Ｎｂの析出硬化はＮｂの添加量と共に増大し鋼の強度を
高めるが、Ｎｂの添加量が０．０３％以上になると硬化
性が大となり、溶接性及びＨＡＺ軸性が大中に劣化する
。本発明ではＮｂは組織の紬粒化による高鋤性化を主目
的として添加し、強度の向上は主に制御冷却による組織
変化により達成することとして、Ｎｂの添加量を少なく
抑え、溶後性及びＨＡＺ靭性の改善に重点を置いた。 このためＮｂは下限を０．０１％、上限を０．０３％と
した。母材鞠性及び生産性の向上を目的として採用した
低温加熱（９００〜１０００００）においても、Ｃ及び
固綾Ｎを低く抑えているため適当量のＮｂが固落し、オ
ーステナィトの末再結晶化及び紬粒化効果が十分生かさ
れる。 Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔｉｏ．００５〜０．０２
５％）では微細なＴＩＮを形成し、圧延組織及びＨＡＺ
の紬粒化、つまり鞠性向上に効果的である。この場合Ｎ
とＴｊは化学量論的に当量近傍が望ましく・−ｏ‐ｏｏ
２％ミＮ−藷ミｏ‐ｏｏ２％力ミ良好であり、このＮ−
財と肌ｚシャノレピ−衝撃試験の結果を第１図に示す。 第１図はＣＯ．０１〜０．０８％、板厚１３〜３仇肋の
試料にず鷲流。 ２柳靴船働く ＨＡＺ部に高炭素島状マルテンサィトが発生しやすく他
日Ａ側轍職域イヒし、又、Ｎ−昇が−０．００２％以下
では粗大なＴＩＮが形成されやすいため、ＴＩＮの細粒
効果が極端に減少し、母材及びＨＡＺの靭性を極端に劣
化させる。 このためＮ−昇の下限を−ｏ．ｏｏ２％・上限ｏ‐ｏｏ
２％と比。ＡＩは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含
有される元素であるが、山０．００５％禾満では脱駿が
不十分となり、母材敵性が劣化するため下限を０．００
５％とした。一方山が０．０８％を超えると鋼の清浄度
及びＨＡ礎囚性が劣化するため上限を０．０８％にした
。不純物であるＳを０．００３％以下に限定し、更にＣ
ａとの関係が１．５２〔Ｃａ〕｛１−１２４
〔０〕｝
２０．４１．２５〔Ｓ〕の条件を満足するように規定し
た主たる理由は、母材の延靭‘性と内質を改善するため
である。 こ）にいう内質とは、鋼の健全性すなわち表面庇、介在
物、水素などにもとずく鋼中欠陥などを意味する。本発
明法では低温加熱圧延を行なった後制御冷却を行なうが
、一般に強度の上昇によって延靭性は低下し、また低温
加熱と制御冷却によって脱水素が不十分となり、Ｍ船に
塞く水素性欠陥を生じる場合がある。 しかしこれは鋼中のＳ量則ち、ＭｎＳの絶対量を減少さ
せ、更にＣａ添加によりＭｎＳを形態制御することによ
って改善可能である。Ｓを０．００３％以下と少なくし
た上で、〔Ｃａ〕｛１寿１等■〕｝を。 ‐４以上にすると、ＡＩ．２５Ｓ系介在物（ＭｎＳ）を
極端に減少させることが可能であり、同様に〔Ｃａ〕Ｌ
Ｉ−１２４
２０．４１．２５〔Ｓ〕の条件を満足するように規定し
た主たる理由は、母材の延靭‘性と内質を改善するため
である。 こ）にいう内質とは、鋼の健全性すなわち表面庇、介在
物、水素などにもとずく鋼中欠陥などを意味する。本発
明法では低温加熱圧延を行なった後制御冷却を行なうが
、一般に強度の上昇によって延靭性は低下し、また低温
加熱と制御冷却によって脱水素が不十分となり、Ｍ船に
塞く水素性欠陥を生じる場合がある。 しかしこれは鋼中のＳ量則ち、ＭｎＳの絶対量を減少さ
せ、更にＣａ添加によりＭｎＳを形態制御することによ
って改善可能である。Ｓを０．００３％以下と少なくし
た上で、〔Ｃａ〕｛１寿１等■〕｝を。 ‐４以上にすると、ＡＩ．２５Ｓ系介在物（ＭｎＳ）を
極端に減少させることが可能であり、同様に〔Ｃａ〕Ｌ
Ｉ−１２４
〔０〕｝ を，．５１．２５〔Ｓ〕以下に抑
えることにより、Ｂ系介在物 （Ｃａ０．Ｎ２０３）の発生量を最少に抑えることが可
能となり、延鋤性及び内質上顕著な効果が認められる。 このためＳの上限を０．００３％とし、〔ＱＱ｛・−１
２４（０）」の上限を１．５、下限を０．４１．２４〔
Ｓ〕とした。 又Ｓは低い程改善効果が大きく、０．００１％以下にす
ることにより飛躍的に向上する。０は溶鋼中に不可避的
に混入し内質靭性を劣化させる。 量が多いと脱酸合金（ＡＩ，Ｓｉ）が多量に必要となる
計りではく、Ｃａと結合してＭｎＳの形態制御に有効な
Ｃａ量を減少させるとともに、粗大な酸化物系介在物を
生成するようになるため内質上好ましくない。このため
上限を０．００５％とした。Ｎも溶鋼中に不可避的に混
入し、内質、靭性を劣化させる。 特に多量のｆｒｅｅＮはＨＡＺ部に島状マルテンサィト
を発生させ易く、ＨＡ）靭性を大中に劣化させる。この
ＨＡＺ部轍性及び圧延材の籾性を改善する目的で、前述
したようにＴｊを添加するが、Ｎが０．００５％より多
いとＴＩＮの効果が減少するためＮの上限を０．００５
％とした。本発明では低温加熱及び制御冷却の採用によ
り脱水素が不十分となり水素性欠陥が生じ易くなる危険
性がある。しかし１１の上限を０．０００２％以下と厳
しく限定することによって水素性欠陥はほとんど発生し
きなくなる。このため日は０．０００２％以下にするこ
とが好ましい。次に第２発明においては、第１発明の鋼
の成分及び製造プロセスにさらにＮｊｏ．１〜１．０％
，Ｃｕｏ．１〜０．６％，Ｃｒｏ．１〜０．６％，Ｍｏ
ｏ．０５〜０．３％，ＶＯ．０１〜０．０８％，ＢＯ．
０００５〜０．００２％の１種または２種以上を含有さ
せたものである。 これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損うことなく、強度、鋤性の向上及び製造板厚の拡大
を可能にするそころにあり、その添加量は溶接性及びＨ
ＡＺ轍性等の面が自ずと制限されるべき性質のものであ
る。 ＮｉはＨＡＺの硬化性及び戦性に悪影響を与えることか
く母材の強度、靭性を向上させる特性を持つが、０．１
％以下では顕著な効果が無く、１．０％以上になるとＨ
ＡＺの硬化性及び靭性上好ましくないため、下限を０．
１、上限を１．０％とした。 ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ特性等にも効果がある。しかし０．１％以
下ではＮｉ同様顕著な効果が無く、０．６％を超えると
本発明の如き低温加熱圧延し、おいても圧延中にＣｕ−
クラックが発生し製造が難しくなる。このため下限を０
１％、上限を０．６％とした。Ｃｒは母材の強度を高め
、耐水素誘起割れ特性等にも効果を有するが、０．１％
以下では顕著な効果が無く、０．６％以上になるとＨＡ
Ｚの硬化性を増大させ、鋤性及び溶接性の低下が大きく
なり好ましくない。このため下限を０．１％、上限を０
．６％とした。Ｍｏは母材の強度、靭性をに向上させる
元素であるが、０．０５％以下では顕著な効果が無い。 一方、多過ぎるとＣｕと同様に焼入性を増大させ母村、
溶接部靭性及び溶接性の劣化を招き好ましくなく、この
上限が０．３％でる。このため下限を０．０５％、上限
を０．３％とした。ＶはＮｂとほぼ同様の効果を持つが
０．０１％以下では顕著な効果が無く、上限は０．０８
％まで許容できる。 このため下限を０．１％、上限を０．０８％とした。Ｂ
は圧延中にオーステナィト粒界に偏折し、暁入性を上げ
ベイナイト組織を生成しやすくするが、０．０００５％
末満では顕著な焼入性改善効果が無く、０．００２％超
になるとＢＮやＢ Ｃｏｎｓｔｊｔｕｅｎｔを生成する
ようになるため母材及びＨＡＺの靭性を劣化させる。 このため下限を０．０００５％、上限を０．００２％と
した。次に本発明の実施例について説明する。 転炉−蓮銭工程で製造した第１表の化学成分の銭片を用
い、加熱・圧延・冷却プロセスを変えて板厚１５〜３仇
帆の鋼板を製造した。 船 聡 母材及び溶接部の機械的性質を第２表に示した。 第２表 （注２）圧延方向Ｋ直角での値を示す。 （注３ ） 入熱４０〜７０Ｋｉイ伽の潜弧溶接部Ｋお
いて板厚中心取り、ノッチ位置Ｂｏｎｄ会合部から１物
ＨＡＺ側でのシャルピー衝撃値を示す。 本発明法で製造した鋼板はいずれも非常に優れた母材及
び溶接部特性を有しているるのに対して、本発明によら
ない比較鋼は、母材あるいは溶接部特性のいずれかが低
い値を示すため、溶接用鋼材としては低級な品質となっ
ている。 比較鋼中、鋼８では加熱温度が１１５０ｑｏと高く組織
が混粒不均一となり、母材の鋤性が劣っている。 鋼９では、９００００以下の圧下率が少ないため、細粒
となり母材の靭性が劣っている。 鋼１０では仕上温度が低いためセパレーションが多量に
発生し、母村の衝撃吸収エネルギーが低し、。 銅１１では高ＣであるためＨＡＺ轍性が劣化し、Ｃａ添
加によるＭ船の形態制御がなされていないため母材の鋤
性も劣化している。 鋼１２ではＮｂの添加量が多いため硬化性が高く、また
Ｔｉが過剰添加となっているためＨＡＺ轍性が劣化して
いる。 又、Ｃａ添加によるＭｎＳの形態制御が行なわれていな
いため、母材の靭性が劣化している。
えることにより、Ｂ系介在物 （Ｃａ０．Ｎ２０３）の発生量を最少に抑えることが可
能となり、延鋤性及び内質上顕著な効果が認められる。 このためＳの上限を０．００３％とし、〔ＱＱ｛・−１
２４（０）」の上限を１．５、下限を０．４１．２４〔
Ｓ〕とした。 又Ｓは低い程改善効果が大きく、０．００１％以下にす
ることにより飛躍的に向上する。０は溶鋼中に不可避的
に混入し内質靭性を劣化させる。 量が多いと脱酸合金（ＡＩ，Ｓｉ）が多量に必要となる
計りではく、Ｃａと結合してＭｎＳの形態制御に有効な
Ｃａ量を減少させるとともに、粗大な酸化物系介在物を
生成するようになるため内質上好ましくない。このため
上限を０．００５％とした。Ｎも溶鋼中に不可避的に混
入し、内質、靭性を劣化させる。 特に多量のｆｒｅｅＮはＨＡＺ部に島状マルテンサィト
を発生させ易く、ＨＡ）靭性を大中に劣化させる。この
ＨＡＺ部轍性及び圧延材の籾性を改善する目的で、前述
したようにＴｊを添加するが、Ｎが０．００５％より多
いとＴＩＮの効果が減少するためＮの上限を０．００５
％とした。本発明では低温加熱及び制御冷却の採用によ
り脱水素が不十分となり水素性欠陥が生じ易くなる危険
性がある。しかし１１の上限を０．０００２％以下と厳
しく限定することによって水素性欠陥はほとんど発生し
きなくなる。このため日は０．０００２％以下にするこ
とが好ましい。次に第２発明においては、第１発明の鋼
の成分及び製造プロセスにさらにＮｊｏ．１〜１．０％
，Ｃｕｏ．１〜０．６％，Ｃｒｏ．１〜０．６％，Ｍｏ
ｏ．０５〜０．３％，ＶＯ．０１〜０．０８％，ＢＯ．
０００５〜０．００２％の１種または２種以上を含有さ
せたものである。 これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損うことなく、強度、鋤性の向上及び製造板厚の拡大
を可能にするそころにあり、その添加量は溶接性及びＨ
ＡＺ轍性等の面が自ずと制限されるべき性質のものであ
る。 ＮｉはＨＡＺの硬化性及び戦性に悪影響を与えることか
く母材の強度、靭性を向上させる特性を持つが、０．１
％以下では顕著な効果が無く、１．０％以上になるとＨ
ＡＺの硬化性及び靭性上好ましくないため、下限を０．
１、上限を１．０％とした。 ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ特性等にも効果がある。しかし０．１％以
下ではＮｉ同様顕著な効果が無く、０．６％を超えると
本発明の如き低温加熱圧延し、おいても圧延中にＣｕ−
クラックが発生し製造が難しくなる。このため下限を０
１％、上限を０．６％とした。Ｃｒは母材の強度を高め
、耐水素誘起割れ特性等にも効果を有するが、０．１％
以下では顕著な効果が無く、０．６％以上になるとＨＡ
Ｚの硬化性を増大させ、鋤性及び溶接性の低下が大きく
なり好ましくない。このため下限を０．１％、上限を０
．６％とした。Ｍｏは母材の強度、靭性をに向上させる
元素であるが、０．０５％以下では顕著な効果が無い。 一方、多過ぎるとＣｕと同様に焼入性を増大させ母村、
溶接部靭性及び溶接性の劣化を招き好ましくなく、この
上限が０．３％でる。このため下限を０．０５％、上限
を０．３％とした。ＶはＮｂとほぼ同様の効果を持つが
０．０１％以下では顕著な効果が無く、上限は０．０８
％まで許容できる。 このため下限を０．１％、上限を０．０８％とした。Ｂ
は圧延中にオーステナィト粒界に偏折し、暁入性を上げ
ベイナイト組織を生成しやすくするが、０．０００５％
末満では顕著な焼入性改善効果が無く、０．００２％超
になるとＢＮやＢ Ｃｏｎｓｔｊｔｕｅｎｔを生成する
ようになるため母材及びＨＡＺの靭性を劣化させる。 このため下限を０．０００５％、上限を０．００２％と
した。次に本発明の実施例について説明する。 転炉−蓮銭工程で製造した第１表の化学成分の銭片を用
い、加熱・圧延・冷却プロセスを変えて板厚１５〜３仇
帆の鋼板を製造した。 船 聡 母材及び溶接部の機械的性質を第２表に示した。 第２表 （注２）圧延方向Ｋ直角での値を示す。 （注３ ） 入熱４０〜７０Ｋｉイ伽の潜弧溶接部Ｋお
いて板厚中心取り、ノッチ位置Ｂｏｎｄ会合部から１物
ＨＡＺ側でのシャルピー衝撃値を示す。 本発明法で製造した鋼板はいずれも非常に優れた母材及
び溶接部特性を有しているるのに対して、本発明によら
ない比較鋼は、母材あるいは溶接部特性のいずれかが低
い値を示すため、溶接用鋼材としては低級な品質となっ
ている。 比較鋼中、鋼８では加熱温度が１１５０ｑｏと高く組織
が混粒不均一となり、母材の鋤性が劣っている。 鋼９では、９００００以下の圧下率が少ないため、細粒
となり母材の靭性が劣っている。 鋼１０では仕上温度が低いためセパレーションが多量に
発生し、母村の衝撃吸収エネルギーが低し、。 銅１１では高ＣであるためＨＡＺ轍性が劣化し、Ｃａ添
加によるＭ船の形態制御がなされていないため母材の鋤
性も劣化している。 鋼１２ではＮｂの添加量が多いため硬化性が高く、また
Ｔｉが過剰添加となっているためＨＡＺ轍性が劣化して
いる。 又、Ｃａ添加によるＭｎＳの形態制御が行なわれていな
いため、母材の靭性が劣化している。
第１図はシャルピー衝撃試験値のグラフである。
努ノ図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．００５〜０．０８％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍ
ｎ１．４〜２．４％、Ｎｂ０．０１〜０．０３％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ０．００５〜０．０８
％、Ｓ０．００３％以下、Ｃａ０．０００５〜０．００
５％、Ｏ０．００５％以下、Ｎ０．００５％以下、残部
Ｆｅ及び不可避的な不純物からなり、更に−０．００２
％≦Ｎ−（Ｔｉ）／（３．４）≦０．００２％、１．５
≧（〔Ｃａ〕｛１−１２４〔０〕）／（１．２５〔Ｓ〕
）≦０．４の条件を満足する鋼片を９００〜１０００℃
の温度範囲に加熱し、９００℃以下の圧下量が６０％以
上、かつ仕上温度がＡｒ＿３変態点＋２０℃〜Ａｒ＿３
変態点−１０℃となるように圧延を行ない、圧延後ただ
ちに１５〜６０℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で３００℃
以下まで冷却することを特徴とする溶接部特性の優れた
強靭鋼の製造法。 ２ Ｃ０．００５〜０．０８％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍ
ｎ１．４〜２．４％、Ｎｂ０．０１〜０．０３％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ０．００５〜０．０８
％、Ｓ０．００３％以下、Ｃａ０．０００５〜０．００
５％、Ｏ０．００５％以下、Ｎ０．００５％以下で更に
、−０．００２％≦Ｎ−（Ｔｉ）／（３．４）≦０．０
０２％、１．５≧（〔Ｃａ〕｛１−１２４〔０〕｝）／
２≦０．４の条件を満足する成分に加えて、Ｎｉ０．１
〜１．０％、Ｃｕ０．１〜０．６％、Ｃｒ０．１〜０．
６％、Ｍｏ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０１〜０．０８
％、Ｂ０．０００５〜０．００２％の１種または２種以
上を含有させ、残部Ｆｅ及び不可避的な不純物からなる
鋼片を９００〜１０００℃の温度範囲に加熱し、９００
℃以下の圧下量が６０％以上、かつ仕上温度がＡｒ＿３
変態点＋２０℃〜Ａｒ＿３変態点−１０℃となるように
圧延を行ない、圧延後ただちに１５〜６０℃／ｓｅｃの
範囲の冷却速度で３００℃以下まで冷却することを特徴
とする溶接部特性の優れた強靭鋼の製造法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55151417A JPS601929B2 (ja) | 1980-10-30 | 1980-10-30 | 強靭鋼の製造法 |
| CA000388900A CA1182721A (en) | 1980-10-30 | 1981-10-28 | Method of producing steel having high strength and toughness |
| DE19813142782 DE3142782A1 (de) | 1980-10-30 | 1981-10-28 | Verfahren zum herstellen von stahl mit hoher festigkeit und hoher zaehigkeit |
| IT8149581A IT1171618B (it) | 1980-10-30 | 1981-10-28 | Procedimento per produrre acciaio con resistenza e tenacita' elevate |
| US06/646,490 US4591396A (en) | 1980-10-30 | 1984-09-04 | Method of producing steel having high strength and toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55151417A JPS601929B2 (ja) | 1980-10-30 | 1980-10-30 | 強靭鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5776126A JPS5776126A (en) | 1982-05-13 |
| JPS601929B2 true JPS601929B2 (ja) | 1985-01-18 |
Family
ID=15518150
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55151417A Expired JPS601929B2 (ja) | 1980-10-30 | 1980-10-30 | 強靭鋼の製造法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4591396A (ja) |
| JP (1) | JPS601929B2 (ja) |
| CA (1) | CA1182721A (ja) |
| DE (1) | DE3142782A1 (ja) |
| IT (1) | IT1171618B (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JPS5792129A (en) * | 1980-11-27 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of nonrefined high toughness steel |
| JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
| JPS5877528A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 |
| CS330783A2 (en) * | 1982-07-09 | 1984-06-18 | Mannesmann Ag | Zpusob vyroby plechu s jemnozrnnou strukturou z nizce legovane oceli pro vyrobu trub velkeho prumeru |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
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| JPH0696742B2 (ja) * | 1987-10-29 | 1994-11-30 | 日本鋼管株式会社 | 高強度・高靭性非調質鋼の製造方法 |
| CA1320110C (en) * | 1988-06-13 | 1993-07-13 | Hiroshi Tamehiro | Process for manufacturing building construction steel having excellent fire resistance and low yield ratio, and construction steel material |
| JPH0794687B2 (ja) * | 1989-03-29 | 1995-10-11 | 新日本製鐵株式会社 | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法 |
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| JPH1017986A (ja) | 1996-06-28 | 1998-01-20 | Nippon Steel Corp | パイプラインの耐外面ｓｃｃ特性に優れた鋼 |
| CA2231985C (en) * | 1997-03-26 | 2004-05-25 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same |
| JP4821051B2 (ja) * | 2001-04-19 | 2011-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
| JP5145616B2 (ja) * | 2001-04-19 | 2013-02-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
| JP3869747B2 (ja) * | 2002-04-09 | 2007-01-17 | 新日本製鐵株式会社 | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 |
| WO2003099482A1 (en) * | 2002-05-24 | 2003-12-04 | Nippon Steel Corporation | Uoe steel pipe with excellent crash resistance, and method of manufacturing the uoe steel pipe |
| US6953508B2 (en) | 2003-01-02 | 2005-10-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High strength steel weld having improved resistance to cold cracking and a welding method |
| RU2331698C2 (ru) * | 2003-12-19 | 2008-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления |
| JP4997805B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2012-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
| WO2007105752A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-09-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | サブマージアーク溶接用鋼板 |
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| CN117363987A (zh) * | 2023-09-22 | 2024-01-09 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种浮式储油船用高强韧耐低温热轧h型钢及制备方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS5431019A (en) * | 1977-08-12 | 1979-03-07 | Kawasaki Steel Co | Steel material having good resistance to hydrogenninduceddcracking |
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-
1980
- 1980-10-30 JP JP55151417A patent/JPS601929B2/ja not_active Expired
-
1981
- 1981-10-28 IT IT8149581A patent/IT1171618B/it active
- 1981-10-28 CA CA000388900A patent/CA1182721A/en not_active Expired
- 1981-10-28 DE DE19813142782 patent/DE3142782A1/de active Granted
-
1984
- 1984-09-04 US US06/646,490 patent/US4591396A/en not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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